JP3620099B2 - Method for producing Cr-Mo steel excellent in strength and toughness - Google Patents

Method for producing Cr-Mo steel excellent in strength and toughness Download PDF

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Description

【0001】
【産業上の利用分野】
この発明は、圧力容器用鋼の製造方法に関するもので、とくに強度と靱性に優れるCr−Mo鋼の製造方法に関するものである。
【0002】
【従来の技術】
Cr−Mo鋼は、耐水素侵食性や高温強度に優れているために、石油精製プラント、化学プラントなどの高温高圧水素雰囲気下で使用される圧力容器用材料として多用されている。
これらのプラントは、近年、効率化の観点から、より高温高圧化の条件で操業される傾向にある。このため、Cr−Mo鋼には、一層高い強度が要求されるようになってきた。また、安全操業の観点から、圧力容器の脆性破壊を防止するべく、より高い靱性が要求されるようにもなってきた。なお、この靱性に関しては、圧力容器の定期点検で実施される耐圧試験が常温で行われることから、高温の操業温度のみならず常温での特性も必要である。
このように、圧力容器用に使用されるCr−Mo鋼は、その使用環境の変化によって、従来よりも一層、強度、靱性に優れた材質が必要とされるようになってきた。
【0003】
ところで、Cr−Mo鋼の製造方法において、従来から一般的に知られている各種の再加熱処理(焼入れ、焼なまし、焼きならし)法を適用すると、細粒で良好な靱性は得られるものの、十分な強度が得られないという問題があった。
そこで、強度を向上させるための試みが、これまでにもいくつか行われてきた。例えば、熱間圧延後に直接焼入れを行う、いわゆる直接焼入れ法が、特公平1−29853号公報および特公平2−9647号公報に開示されている。この直接焼入れ法は、再加熱工程を含まない熱処理方法であるので、省エネルギーの上からは勿論のこと、生産性、経済性の上からも多くの利点を有する製造技術である。
【0004】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、これら従来の直接焼入れ法では、上記再加熱熱処理法に比べて、鋼の高強度化は図られるものの、圧延後組織の結晶粒が粗大であるため、靱性が低いという問題があった。さらに、この方法では、結晶粒が粗大であることに起因して、焼もどし脆化感受性が高く、使用中の脆化も懸念されていた。
このように、従来の再加熱熱処理法あるいは直接焼入れ法によるCr−Mo鋼の製造技術では、いずれも、高強度かつ高靱性の材質が得られず、また焼もどし脆化感受性が小さい材質のものが得られないという問題があった。
【0005】
この発明は、上述した従来のCr−Mo鋼の材質上の問題に鑑み開発されたものであり、強度および靱性について有利に改善したCr−Mo鋼の製造方法を提案することを目的とする。
【0006】
【課題を解決するための手段】
さて発明者らは、上記の目的を達成すべく、成分組成、熱間圧延および直接焼入れの条件が強度および靱性に及ぼす影響について鋭意研究を重ねた結果、以下の知見を得るに到った。
▲1▼未再結晶域で20%以上の累積圧下率を付与し、直接焼入れすることによって、変態強化、組織微細化が図られ、強度と靱性がともに向上する。
未再結晶域圧延で得られるγ粒径は、再加熱熱処理のものほど細かくはならないので、耐焼もどし脆化感受性の低下が懸念されたが、この焼もどし脆化はSi量を0.30wt%以下に制御することによって抑制できる。
▲2▼加熱温度を、従来の直接焼入れ法の加熱温度(1100℃以上)よりも低くすることによって、結晶粒の微細化が図られ、靱性、耐焼もどし脆化感受性が向上する。
▲3▼加熱温度を、再加熱熱処理法(再加熱温度は、一般に900〜950℃)より高くすることによって、Cr ,Mo ,V ,Nb ,Tiなどの合金元素の固溶、拡散が促進され、焼もどし軟化抵抗が増加し、高い強度が得られる。
【0007】
この発明は、上記の知見に立脚するものであり、その要旨構成は以下のとおりである。
1)C:0.05〜0.20wt%、Si:0.30wt%以下、Mn:1.00wt%以下、Cr:1.00〜3.50wt%、Mo:0.40〜2.00wt%、N:0.0200wt%以下 Al 0.005 0.050wt を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成からなる鋼片を、950〜1100℃に加熱し、未再結晶温度域における累積圧下率が20%以上、かつ圧延終了温度がAr3点以上の条件で圧延し、直ちに500℃以下の温度に焼き入れ後、室温まで冷却し、その後600℃以上の温度で焼もどすことを特徴とする強度と靱性に優れる圧力容器用Cr−Mo鋼の製造方法。
【0008】
2)C:0.05〜0.20wt%、Si:0.30wt%以下、Mn:1.00wt%以下、Cr:1.00〜3.50wt%、Mo:0.40〜2.00wt%、N:0.0200wt%以下 Al 0.005 0.050wt を含み、かつCu:0.50wt%以下、Ni:0.50wt%以下、B:0.0003〜0.0030wt%、V:0.05〜0.40wt%、Nb:0.003 〜0.050wt%、Ti:0.003〜0.015wt% Ca:0.0005〜0.0100wt%、REM:0.0005〜0.0200wt%のうちから選んだ1種または2種以上を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成からなる鋼片を、950〜1100℃に加熱し、未再結晶温度域における累積圧下率が20%以上、かつ圧延終了温度がAr3点以上の条件で圧延し、直ちに500℃以下の温度に焼き入れ後、室温まで冷却し、その後600℃以上の温度で焼もどすことを特徴とする強度と靱性に優れる圧力容器用Cr−Mo鋼の製造方法。
【0009】
【作用】
以下、この発明において、上記要旨構成のとおりに限定した理由について説明する。
C:0.05〜0.20wt%
Cは,強度確保に有効な元素であり、少なくとも0.05wt%の含有が必要である。一方、0.20wt%を超えて過剰に含有した場合には、溶接性の劣化が大きくなるので、0.05〜0.20wt%、好ましくは0.10〜0.16wt%とする。
【0010】
Si:0.30wt%以下
Siは、強度の増加に有効であるが、0.30wt%を超えて過剰に含有すると焼もどし脆化感受性を高くするので0.30wt%以下、好ましくは0.15wt%以下とする。
【0011】
Mn:1.00wt%以下
Mnは、強度を高めるのに有効な元素であるが、添加量が多過ぎると焼もどし脆化感受性を高め、溶接性を低下させるので、1.00wt%以下、好ましくは0.80wt%以下とする。
【0012】
Cr:1.00〜3.50wt%
Crは、高温強度、耐酸化性および耐水素侵食性の向上に有効な元素であり、少なくとも1.00wt%以上の添加が必要である。一方、3.50wt%を超えて添加すると、溶接性、クリープ強度を低下させるので、1.00〜3.50wt%の範囲に限定する。
【0013】
Mo:0.40〜2.00wt%
Moは、耐水素侵食性、高温強度とくにクリープ強度の向上に有効な元素であり、その効果を発揮させるためには0.40wt%以上の添加が必要である。一方、2.00wt%を超えて添加すると、その効果が飽和し、不経済であるとともに、溶接性を低下させるので、0.40〜2.00wt%の範囲に限定する。なお、好ましい添加範囲は0.50〜1.50wt%である。
【0014】
N:0.0200wt%以下
Nは、靱性に悪影響を及ぼす元素であり、とくに0.0200wt%を超えて含有すると靱性が急激に低下する。また、N量が多くなると、Bを添加した鋼では、BNを形成してBの焼入れ性を低下させ、Ti添加鋼ではTiNを形成し、低温加熱でのTiの固溶(Tiによる析出強化)を妨げることになるので、N量は0.0200wt%以下、好ましくは0.0060wt%以下とする。
【0015】
Cu:0.50wt%以下
Cuは、焼入れ性の向上、靱性の改善に有効な元素であるが、0.50wt%を超えて添加すると、焼もどし脆化感受性を増大させるので0.50wt%以下、好ましくは0.30wt%以下とする。
【0016】
Ni:0.50wt%以下
Niは、焼入れ性の向上、靱性の改善に有効な元素であるが、0.50wt%を超えて添加すると、焼もどし脆化感受性を増大させるので0.50wt%以下、好ましくは0.30wt%以下とする。
【0017】
B:0.0003〜0.0030wt%
Bは、焼入れ性を向上させ、強度、靱性をともに向上させるのに有用な元素である。これらの添加効果を発揮させるためには、0.0003wt%以上の添加が必要であるが、0.0030wt%を超えて添加しても焼入れ性はかえって低下し、とくに靱性が低下するので、0.0003〜0.0030、好ましくは0.0005〜0.0015wt%の範囲とする.
【0018】
V:0.05〜0.40wt%
Vは、焼もどし時および溶接後熱処理時に安定な炭化物を析出し、常温および高温の強度を向上させ、耐水索侵食性を高める元素である。これらの効果を発揮させるためには、少なくとも0.05wt%の添加量が必要である。一方、0.40wt%を超えて過剰に添加しても、その効果は飽和する傾向にあり、そのうえ靱性および溶接性を低下させるので、0.05〜0.40wt%、好ましくは0.10〜0.35wt%とする。
【0019】
Nb:0.003 〜0.050 wt%
Nbは、焼もどし時および溶接後熱処理時に安定な炭化物を析出して、常温および高温における強度を向上させ、耐水索侵食性を高める元素である。これらの効果を発揮させるためには、少なくとも0.003wt%の添加量が必要である。一方、0.050wt%を超えて過剰に添加しても、その効果は飽和する傾向にあり、その上靱性および溶接性を低下させるので、0.003〜0.050wt%、好ましくは0.005〜0.025wt%とする。
【0020】
Ti:0.003 〜0.015 wt%
Tiは、焼もどし時および溶接後熱処理時に安定な炭化物を析出して、常温および高温における強度を向上させ、耐水索侵食性を高める元素である。これらの効果を発揮させるためには、少なくとも0.003wt%の添加量が必要である。一方、0.015wt%を超えて過剰に添加しても、その効果は飽和する傾向にあり、その上靱性および溶接性を低下させるので、0.003〜0.015wt%、好ましくは0.008〜0.012%とする。
【0021】
Al:0.005 〜0.050 wt%
Alは、鋼の脱酸のために、また1100℃以下の加熱における粗粒化抑制に有効な元素であり、これらの効果を発揮させるためには、0.005wt%以上の添加が必要である。一方、0.050wt%を超えて過剰に添加するとクリープ強度を低下させる。したがって、Alの添加量は0.005〜0.050wt%、好ましくは0.010〜0.025wt%の範囲とする.
【0022】
Ca:0.0005〜0.0100wt%
Caは、耐応力除去焼鈍割れ性および靱性を高めるのに有用な元素であり、これらの効果を発揮させるためには、0.0005wt%以上の添加が必要である。一方、これらの元素を過剰に添加すると鋼の清浄度を悪くし靱性をかえって低下させる。したがって、Caの添加量は0.0005〜0.0100wt%、好ましくは0.0010〜0.0050wt%とする。
【0023】
REM :0.0005〜0.0200wt%
REM(希土類元素)は、耐応力除去焼鈍割れ性および靱性を高めるのに有用な元素であり、これらの効果を発揮させるためには、0.0005wt%以上の添加が必要である。一方、これらの元素を過剰に添加すると鋼の清浄度を悪くし靱性をかえって低下させる。このため、REMの添加量は0.0005〜0.0200wt%、好ましくは0.0010〜0.0080wt%とする。
【0024】
なお、不純物元素としてのP,Sの含有量は低いほどよいが、Pは焼もどし脆化を抑制するうえから0.015wt%以下、Sは良好な靱性を確保するうえから0.008wt%以下に低減するのが望ましい。
【0025】
上記のような化学組成を有するる鋼を、転炉または電気炉で溶製した後、必要に応じて取鍋精錬や真空脱ガス処理を施し、造塊−分塊法あるいは連続鋳造法で鋳込み鋼片にする。この鋼片を加熱したのち、熱間圧延および直接焼入れを施すことにより製造する。以下に、この発明に従う製造方法について説明する。
・加熱温度: 950〜1100℃
加熱温度が、950℃未満ではCr,Mo ,Vの固溶、拡散が十分に行われないので、良好な焼入性と高い焼もどし軟化抵抗が得られない。また、950℃未満では、Nb,Tiの析出強化作用も発揮されない。このため、十分な強度を確保するためには、再加熱熱処理法より高い、950℃以上の加熱が必要である。一方、1100℃を超える温度で加熱すると、γ粒が粗大化し過ぎ、圧延工程で十分に微細化できなくなり靱性が低下する。
したがって、加熱温度は950〜1100℃、好ましくは1030〜1100℃とする。
【0026】
・未再結晶温度域における累積圧下率:20%以上
加熱されたスラブは複数パスの圧下により熱間圧延される。この熱間圧延において、加工γの焼入れにより、変態強化、組織微細化を図り、強度および靱性の向上を達成するためには、未再結晶温度域で少なくとも20%以上の累積圧下率が必要である。したがって、未再結晶域での累積圧下率は、20%以上、好ましくは25 %以上とする。
なお、この発明において、加熱温度の低下による強度上でのマイナス面は、未再結晶温度域における累積圧下率:20%以上という、上記手段の採用によって十分解消される。
【0027】
・圧延終了温度:Ar点以上
圧延温度がAr点未満では、フェライトが生成し、その後に急冷を行っても良好な焼入れ性が得られないため、強度、靱性が低下する。したがって、圧延終了温度はAr点以上とする。
【0028】
・冷却条件:500℃以下の温度に焼き入れ後、室温まで冷却
圧延後の焼入れは、噴水による強冷が望ましく、加速冷却設備などによる能率的な焼入れが好ましい。冷却停止温度は、低いと微細な焼入れ組織が得られるのに対し、500℃を超えると粗大な組織を形成し、強度、靱性を低下させる。
したがって、冷却停止温度は500℃以下、好ましくは450℃以下とする。また、焼入れ後、室温まで冷却するのは、変態を完全に終了させてから焼もどしを行いうことにより、良好な強靱性を得るためである。
【0029】
・焼もどし温度:600℃以上
均質で優れた靱性を得るために、焼入れ後に焼もどし処理を行う。この目的を達成するためには、焼もどし温度を600℃以上とする必要がある。なお、好ましい焼もどし温度は、625〜725℃がよい。
【0030】
【実施例】
・実施例1
表1に示す化学組成からなるスラブを、表2に示す条件で、加熱、熱間圧延、、直接焼入れ(水冷)を行い、室温まで冷却した後、焼もどしを行った。また、比較のために、一部のものについては、上記直接焼入れに代わり、圧延後空冷−再加熱焼入れの処理を行った。これら焼入れ処理後に、690℃で24時間保持の条件で焼もどし処理を行った。
【0031】
【表1】
【0032】
【表2】
【0033】
得られた試験材について、室温での引張特性、シャルピー衝撃特性およびGEタイプのステップクーリング処理(焼もどし脆化特性測定のための加速熱処理)後の脆化量△vTrsを調査した。これらの試験結果を表2に併せて示す。
また図1は、これらのデータから、室温における引張強さ(TS)と破面遷移温度(vTrs)との関係プロットしたものである。図1において、●印が発明法、○印が比較法でそれぞれ製造した材料の特性である。
【0034】
表2あるいは図1から、この発明法にしたがって製造したCr−Mo鋼は、直接焼入れ条件が不適切な比較法よりも靱性に優れ、再加熱焼入れによる比較法よりも強度が高いことがわかる。さらに、この発明法にしたがって製造したCr−Mo鋼は、直接焼入れ条件が不適切な比較法によるものよりも△vTrsが小さく、焼もどし脆化感受性が小さいことがわかる。
なお、Cr、Mo含有量が過少である鋼(F)では、直接焼入れ条件が適正であっても、機械的性質の向上はほとんど認められないこと、また、Mn含有量が過多である鋼(G)は、直接焼入れ条件が適正であっても、△vTrSが大きく、焼もどし脆化感受性が大きいことがわかる。
【0035】
【発明の効果】
かくしてこの発明によれば、強度、靱性に優れ、焼もどし脆化感受性が小さいCr−Mo鋼を、直接焼入れ法により製造することが可能となる。
したがって、この発明によれば、より高温高圧水素雰囲気下で使用される圧力容器用材料を省エネルギー工程で効率的に製造できるので、極めて大きな工業的寄与がもたらされる。
【図面の簡単な説明】
【図1】室温における引張強さ(TS)と破面遷移温度(vTrs)との関係を示すグラフである。
[0001]
[Industrial application fields]
The present invention relates to a method for producing pressure vessel steel, and particularly to a method for producing Cr-Mo steel having excellent strength and toughness.
[0002]
[Prior art]
Since Cr—Mo steel is excellent in hydrogen erosion resistance and high-temperature strength, it is frequently used as a material for pressure vessels used in high-temperature and high-pressure hydrogen atmospheres such as petroleum refining plants and chemical plants.
In recent years, these plants tend to be operated under higher temperature and pressure conditions from the viewpoint of efficiency. For this reason, higher strength has been required for Cr-Mo steel. From the viewpoint of safe operation, higher toughness has been required to prevent brittle fracture of pressure vessels. In addition, regarding this toughness, since the pressure resistance test performed by the periodic inspection of a pressure vessel is performed at normal temperature, the characteristic at normal temperature as well as high operating temperature is required.
Thus, the Cr-Mo steel used for pressure vessels has been required to be made of a material that is more excellent in strength and toughness than before due to changes in the usage environment.
[0003]
By the way, in the method for producing Cr—Mo steel, fine tough and good toughness can be obtained by applying various reheat treatment methods (quenching, annealing, and normalizing) that are conventionally known. However, there was a problem that sufficient strength could not be obtained.
Thus, several attempts have been made to improve the strength. For example, a so-called direct quenching method in which direct quenching is performed after hot rolling is disclosed in Japanese Patent Publication Nos. 1-229853 and 2-9647. Since this direct quenching method is a heat treatment method that does not include a reheating step, it is a manufacturing technique that has many advantages from the standpoint of energy saving as well as productivity and economy.
[0004]
[Problems to be solved by the invention]
However, although these conventional direct quenching methods can increase the strength of the steel as compared with the reheating heat treatment method, there is a problem that the toughness is low because the crystal grains of the microstructure after rolling are coarse. Furthermore, in this method, due to the fact that the crystal grains are coarse, tempering embrittlement sensitivity is high, and there is a concern about embrittlement during use.
As described above, none of the conventional Cr-Mo steel manufacturing techniques by the reheating heat treatment method or the direct quenching method can obtain a material having high strength and high toughness, and a material having a low tempering and embrittlement susceptibility. There was a problem that could not be obtained.
[0005]
The present invention was developed in view of the above-described problems in the material of conventional Cr-Mo steel, and an object thereof is to propose a method for producing Cr-Mo steel that is advantageously improved in strength and toughness.
[0006]
[Means for Solving the Problems]
In order to achieve the above object, the inventors have conducted intensive studies on the effects of the component composition, hot rolling and direct quenching conditions on strength and toughness, and have obtained the following knowledge.
(1) By imparting a cumulative reduction ratio of 20% or more in an unrecrystallized region and directly quenching, transformation strengthening and microstructure refinement are achieved, and both strength and toughness are improved.
Since the γ grain size obtained by non-recrystallized zone rolling is not as fine as that of the reheat heat treatment, there was a concern about the reduction of tempering resistance and embrittlement susceptibility. It can suppress by controlling to the following.
(2) By making the heating temperature lower than the heating temperature (1100 ° C. or higher) of the conventional direct quenching method, the crystal grains are made finer, and the toughness and tempering resistance are improved and the embrittlement sensitivity is improved.
(3) By making the heating temperature higher than the reheating heat treatment method (reheating temperature is generally 900 to 950 ° C.), solid solution and diffusion of alloy elements such as Cr, Mo, V, Nb and Ti are promoted. Tempering softening resistance increases and high strength is obtained.
[0007]
The present invention is based on the above findings, and the summary of the present invention is as follows.
1) C: 0.05 to 0.20 wt%, Si: 0.30 wt% or less, Mn: 1.00 wt% or less, Cr: 1.00 to 3.50 wt%, Mo: 0.40 to 2.00 wt%, N: 0.0200 wt% or less , Al : 0.005 A steel slab comprising ~ 0.050wt % with the balance being Fe and inevitable impurities is heated to 950-1100 ° C, the cumulative reduction in the non-recrystallization temperature range is 20% or more, and the rolling end temperature is Cr— for pressure vessels excellent in strength and toughness, characterized by rolling under conditions of 3 or more Ar, immediately quenching to a temperature of 500 ° C. or lower, cooling to room temperature, and then tempering at a temperature of 600 ° C. or higher. Manufacturing method of Mo steel.
[0008]
2) C: 0.05 to 0.20 wt%, Si: 0.30 wt% or less, Mn: 1.00 wt% or less, Cr: 1.00 to 3.50 wt%, Mo: 0.40 to 2.00 wt%, N: 0.0200 wt% or less , Al : 0.005 include ~ 0.050 wt%, and Cu: 0.50 wt% or less, Ni: 0.50 wt% or less, B: 0.0003~0.0030wt%, V: 0.05~0.40wt%, Nb: 0.003 ~0.050wt%, Ti: 0.003~ A steel slab comprising one or more selected from 0.015 wt% , Ca : 0.0005 to 0.0100 wt% , REM: 0.0005 to 0.0200 wt% , with the balance being composed of Fe and inevitable impurities, Heated to ~ 1100 ° C, rolled under conditions where the cumulative reduction ratio in the non-recrystallization temperature range is 20% or more and the rolling end temperature is 3 points or more, immediately quenched to a temperature of 500 ° C or less, and then cooled to room temperature And then tempering at a temperature of 600 ° C. or higher, and a method for producing Cr—Mo steel for pressure vessels having excellent strength and toughness.
[0009]
[Action]
Hereinafter, the reason why the present invention is limited to the above-described gist configuration will be described.
C: 0.05-0.20 wt%
C is an element effective for ensuring the strength and needs to be contained at least 0.05 wt%. On the other hand, if the content exceeds 0.20 wt%, the deterioration of weldability increases, so 0.05 to 0.20 wt%, preferably 0.10 to 0.16 wt%.
[0010]
Si: 0.30 wt% or less Si is effective in increasing the strength, but if it exceeds 0.30 wt% and excessively contained, tempering and embrittlement susceptibility are increased, so 0.30 wt% or less, preferably 0.15 wt% % Or less.
[0011]
Mn: 1.00 wt% or less Mn is an element effective for increasing the strength, but if the added amount is too large, tempering and embrittlement susceptibility are increased and weldability is lowered. Is 0.80 wt% or less.
[0012]
Cr: 1.00 to 3.50 wt%
Cr is an element effective for improving high-temperature strength, oxidation resistance, and hydrogen erosion resistance, and it is necessary to add at least 1.00 wt% or more. On the other hand, if it exceeds 3.50 wt%, weldability and creep strength are lowered, so the range is limited to 1.00 to 3.50 wt%.
[0013]
Mo: 0.40 to 2.00 wt%
Mo is an element effective for improving hydrogen erosion resistance, high-temperature strength, particularly creep strength, and 0.40 wt% or more is necessary to exert its effect. On the other hand, if added over 2.00 wt%, the effect is saturated and uneconomical, and the weldability is lowered, so it is limited to the range of 0.40 to 2.00 wt%. In addition, a preferable addition range is 0.50-1.50 wt%.
[0014]
N: 0.0200 wt% or less N is an element that adversely affects toughness. In particular, when it exceeds 0.0200 wt%, the toughness is drastically lowered. In addition, when the N amount increases, in the steel added with B, BN is formed to lower the hardenability of B, and in the Ti-added steel, TiN is formed, and solid solution of Ti by low temperature heating (precipitation strengthening by Ti). N content is 0.0200 wt% or less, preferably 0.0060 wt% or less.
[0015]
Cu: 0.50 wt% or less Cu is an element effective in improving hardenability and toughness, but if added over 0.50 wt%, tempering embrittlement susceptibility is increased, so 0.50 wt% or less. Preferably, it is 0.30 wt% or less.
[0016]
Ni: 0.50 wt% or less Ni is an element effective for improving hardenability and toughness, but if added over 0.50 wt%, tempering embrittlement susceptibility is increased, so 0.50 wt% or less Preferably, it is 0.30 wt% or less.
[0017]
B: 0.0003 to 0.0030 wt%
B is an element useful for improving hardenability and improving both strength and toughness. In order to exert these additive effects, addition of 0.0003 wt% or more is necessary. However, even if added over 0.0030 wt%, the hardenability is lowered, and particularly the toughness is reduced. .0003 to 0.0030, preferably 0.0005 to 0.0015 wt%.
[0018]
V: 0.05-0.40 wt%
V is an element that precipitates stable carbides during tempering and heat treatment after welding, improves the strength at room temperature and high temperature, and increases the resistance to water erosion. In order to exert these effects, an addition amount of at least 0.05 wt% is necessary. On the other hand, even if added in excess of 0.40 wt%, the effect tends to saturate, and further, toughness and weldability are reduced, so 0.05 to 0.40 wt%, preferably 0.10 to 0.35 wt%.
[0019]
Nb: 0.003 to 0.050 wt%
Nb is an element that precipitates stable carbides during tempering and post-weld heat treatment, improves strength at normal temperature and high temperature, and enhances water erosion resistance. In order to exert these effects, an addition amount of at least 0.003 wt% is necessary. On the other hand, even if added in excess of 0.050 wt%, the effect tends to saturate, and further toughness and weldability are lowered, so 0.003 to 0.050 wt%, preferably 0.005 ˜0.025 wt%.
[0020]
Ti: 0.003 to 0.015 wt%
Ti is an element that precipitates stable carbides during tempering and heat treatment after welding, improves the strength at normal temperature and high temperature, and improves the resistance to water erosion. In order to exert these effects, an addition amount of at least 0.003 wt% is necessary. On the other hand, even if added in excess of 0.015 wt%, the effect tends to saturate, and further toughness and weldability are lowered, so 0.003 to 0.015 wt%, preferably 0.008. -0.012%.
[0021]
Al: 0.005 to 0.050 wt%
Al is an element effective for deoxidation of steel and for suppressing coarsening in heating at 1100 ° C. or lower, and 0.005 wt% or more is necessary to exert these effects. . On the other hand, if it is added excessively exceeding 0.050 wt%, the creep strength is lowered. Therefore, the addition amount of Al is 0.005 to 0.050 wt%, preferably 0.010 to 0.025 wt%.
[0022]
Ca: 0.0005 to 0.0100 wt%
Ca is an element useful for enhancing the stress-removal annealing cracking resistance and toughness, and 0.0005 wt% or more is necessary to exert these effects. On the other hand, when these elements are added excessively, the cleanliness of the steel is deteriorated and the toughness is reduced. Therefore, the amount of Ca added is 0.0005 to 0.0100 wt%, preferably 0.0010 to 0.0050 wt%.
[0023]
REM: 0.0005 to 0.0200 wt%
REM (rare earth element) is an element useful for enhancing the stress-removal annealing cracking resistance and toughness, and 0.0005 wt% or more is necessary to exert these effects. On the other hand, when these elements are added excessively, the cleanliness of the steel is deteriorated and the toughness is reduced. For this reason, the amount of REM added is 0.0005 to 0.0200 wt%, preferably 0.0010 to 0.0080 wt%.
[0024]
The lower the content of P and S as impurity elements, the better. However, P is 0.015 wt% or less for tempering and suppressing embrittlement, and S is 0.008 wt% or less for ensuring good toughness. It is desirable to reduce it.
[0025]
After steel having the above chemical composition is melted in a converter or electric furnace, ladle refining or vacuum degassing is performed as necessary, and cast by the ingot-bundling method or continuous casting method. Make a steel piece. After this steel slab is heated, it is manufactured by hot rolling and direct quenching. Below, the manufacturing method according to this invention is demonstrated.
・ Heating temperature: 950-1100 ° C
When the heating temperature is lower than 950 ° C., Cr, Mo 2 and V are not sufficiently dissolved and diffused, so that good hardenability and high tempering softening resistance cannot be obtained. Moreover, if it is less than 950 degreeC, the precipitation strengthening effect | action of Nb and Ti will not be exhibited. For this reason, in order to ensure sufficient strength, heating at 950 ° C. or higher, which is higher than the reheating heat treatment method, is necessary. On the other hand, when heated at a temperature exceeding 1100 ° C., the γ grains become too coarse and cannot be sufficiently refined in the rolling process, resulting in a decrease in toughness.
Therefore, the heating temperature is 950 to 1100 ° C, preferably 1030 to 1100 ° C.
[0026]
-Cumulative rolling reduction in non-recrystallization temperature range: A slab heated by 20% or more is hot-rolled by a plurality of passes of rolling. In this hot rolling, in order to achieve transformation strengthening, microstructure refinement, and improvement in strength and toughness by quenching of processing γ, a cumulative reduction ratio of at least 20% or more is required in the non-recrystallization temperature range. is there. Therefore, the cumulative rolling reduction in the non-recrystallized region is 20% or more, preferably 25% or more.
In the present invention, the negative surface on the strength due to the lowering of the heating temperature is sufficiently eliminated by adopting the above means that the cumulative reduction ratio in the non-recrystallization temperature range is 20% or more.
[0027]
-Rolling end temperature: Ar 3 points or more When the rolling temperature is less than Ar 3 points, ferrite is produced, and good quenchability cannot be obtained even after rapid cooling, resulting in a decrease in strength and toughness. Therefore, the rolling end temperature is set to Ar 3 points or more.
[0028]
Cooling condition: After quenching to a temperature of 500 ° C. or less and quenching after cooling and rolling to room temperature, strong cooling with fountain is desirable, and efficient quenching with accelerated cooling equipment or the like is preferable. When the cooling stop temperature is low, a fine quenched structure is obtained, whereas when it exceeds 500 ° C., a coarse structure is formed and the strength and toughness are lowered.
Therefore, the cooling stop temperature is 500 ° C. or lower, preferably 450 ° C. or lower. The reason for cooling to room temperature after quenching is to obtain good toughness by tempering after complete transformation.
[0029]
-Tempering temperature: In order to obtain homogeneous and excellent toughness at 600 ° C or higher, tempering treatment is performed after quenching. In order to achieve this purpose, the tempering temperature must be 600 ° C. or higher. A preferable tempering temperature is preferably 625 to 725 ° C.
[0030]
【Example】
Example 1
The slab having the chemical composition shown in Table 1 was subjected to heating, hot rolling, and direct quenching (water cooling) under the conditions shown in Table 2, cooled to room temperature, and then tempered. For comparison, some of the samples were subjected to post-rolling air cooling-reheating quenching instead of the direct quenching. After these quenching treatments, tempering treatment was performed under the condition of holding at 690 ° C. for 24 hours.
[0031]
[Table 1]
[0032]
[Table 2]
[0033]
The obtained test materials were examined for tensile properties at room temperature, Charpy impact properties, and GE type step cooling treatment (accelerated heat treatment for temper embrittlement property measurement) embrittlement amount ΔvTrs. These test results are also shown in Table 2.
FIG. 1 is a plot of the relationship between the tensile strength (TS) at room temperature and the fracture surface transition temperature (vTrs) from these data. In FIG. 1, the mark ● represents the characteristics of the material produced by the inventive method, and the mark ○ represents the characteristics of the material produced by the comparative method.
[0034]
From Table 2 or FIG. 1, it can be seen that the Cr—Mo steel produced according to the method of the present invention has better toughness than the comparative method in which the direct quenching conditions are inappropriate and higher strength than the comparative method by reheating quenching. Furthermore, it can be seen that the Cr—Mo steel produced according to the method of the present invention has a smaller ΔvTrs and less temper embrittlement susceptibility than the comparative method in which the direct quenching conditions are inappropriate.
In addition, in steel (F) with a small Cr and Mo content, even if the direct quenching conditions are appropriate, almost no improvement in mechanical properties is observed, and a steel with an excessive Mn content ( G) shows that even if the direct quenching conditions are appropriate, ΔvTrS is large and tempering embrittlement sensitivity is large.
[0035]
【The invention's effect】
Thus, according to the present invention, it becomes possible to produce a Cr—Mo steel having excellent strength and toughness and low tempering embrittlement sensitivity by a direct quenching method.
Therefore, according to the present invention, a pressure vessel material used in a higher-temperature, high-pressure hydrogen atmosphere can be efficiently produced in an energy saving process, so that an extremely large industrial contribution is brought about.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a graph showing the relationship between tensile strength (TS) at room temperature and fracture surface transition temperature (vTrs).

Claims (2)

  1. C:0.05〜0.20wt%、Si:0.30wt%以下、Mn:1.00wt%以下、Cr:1.00〜3.50wt%、Mo:0.40〜2.00wt%、N:0.0200wt%以下 Al 0.005 0.050wt を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成からなる鋼片を、950〜1100℃に加熱し、未再結晶温度域における累積圧下率が20%以上、かつ圧延終了温度がAr3点以上の条件で圧延し、直ちに500℃以下の温度に焼き入れ後、室温まで冷却し、その後600℃以上の温度で焼もどすことを特徴とする強度と靱性に優れる圧力容器用Cr−Mo鋼の製造方法。C: 0.05 to 0.20 wt%, Si: 0.30 wt% or less, Mn: 1.00 wt% or less, Cr: 1.00 to 3.50 wt%, Mo: 0.40 to 2.00 wt%, N: 0.0200 wt% or less , Al : 0.005 to 0.050 A steel slab comprising wt % with the balance being Fe and inevitable impurities is heated to 950 to 1100 ° C., the cumulative reduction in the non-recrystallization temperature range is 20% or more, and the rolling end temperature is Ar 3. Cr-Mo steel for pressure vessels with excellent strength and toughness, which is rolled under conditions above the point, immediately quenched to a temperature of 500 ° C or lower, cooled to room temperature, and then tempered at a temperature of 600 ° C or higher. Manufacturing method.
  2. C:0.05〜0.20wt%、Si:0.30wt%以下、Mn:1.00wt%以下、Cr:1.00〜3.50wt%、Mo:0.40〜2.00wt%、N:0.0200wt%以下 Al 0.005 0.050wt を含み、かつCu:0.50wt%以下、Ni:0.50wt%以下、B:0.0003〜0.0030wt%、V:0.05〜0.40wt%、Nb:0.003〜0.050wt%、Ti:0.003〜0.015wt% Ca:0.0005〜0.0100wt%、REM:0.0005〜0.0200wt%のうちから選んだ1種または2種以上を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成からなる鋼片を、950〜1100℃に加熱し、未再結晶温度域における累積圧下率が20%以上、かつ圧延終了温度がAr3点以上の条件で圧延し、直ちに500℃以下の温度に焼き入れ後、室温まで冷却し、その後600℃以上の温度で焼もどすことを特徴とする強度と靱性に優れる圧力容器用Cr−Mo鋼の製造方法。C: 0.05 to 0.20 wt%, Si: 0.30 wt% or less, Mn: 1.00 wt% or less, Cr: 1.00 to 3.50 wt%, Mo: 0.40 to 2.00 wt%, N: 0.0200 wt% or less , Al : 0.005 to 0.050 comprises wt%, and Cu: 0.50 wt% or less, Ni: 0.50 wt% or less, B: 0.0003~0.0030wt%, V: 0.05~0.40wt%, Nb: 0.003~0.050wt%, Ti: 0.003~0.015wt % , Ca : 0.0005 to 0.0100 wt%, REM: 0.0005 to 0.0200 wt%, containing one or more selected from slabs consisting of Fe and inevitable impurities. Heated to ℃, rolled under the condition that the cumulative reduction ratio in the non-recrystallization temperature range is 20% or more and the rolling end temperature is Ar 3 points or more, immediately quenched to a temperature of 500 ℃ or less, then cooled to room temperature, A method for producing Cr-Mo steel for pressure vessels with excellent strength and toughness, characterized by tempering at a temperature of 600 ° C. or higher.
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